[go: up one dir, main page]

WO2017069064A1 - 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品 - Google Patents

機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品 Download PDF

Info

Publication number
WO2017069064A1
WO2017069064A1 PCT/JP2016/080576 JP2016080576W WO2017069064A1 WO 2017069064 A1 WO2017069064 A1 WO 2017069064A1 JP 2016080576 W JP2016080576 W JP 2016080576W WO 2017069064 A1 WO2017069064 A1 WO 2017069064A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
less
content
mns
induction
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2016/080576
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
慶 宮西
聡 志賀
一 長谷川
水上　英夫
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to KR1020187011445A priority Critical patent/KR102073053B1/ko
Priority to JP2017546532A priority patent/JP6521089B2/ja
Priority to CN201680060393.2A priority patent/CN108138287A/zh
Priority to US15/767,089 priority patent/US20180291487A1/en
Priority to EP16857379.8A priority patent/EP3366800B1/en
Priority to MX2018004646A priority patent/MX2018004646A/es
Publication of WO2017069064A1 publication Critical patent/WO2017069064A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
    • C21D1/10—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation by electric induction
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to mechanical structural steel and induction hardened steel parts, and in particular, power transmission parts (for example, gears, bearings, CVT sheaves) used in automobiles, construction machinery, agricultural machinery, power generation wind turbines, and other industrial machines.
  • the present invention relates to induction hardened steel parts used for shafts and the like, and steel for machine structural use as a material for the steel.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2015-205631 filed in Japan on October 19, 2015, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Carburizing, nitriding, or induction hardening is employed as the surface hardening treatment method.
  • “carburization” is aimed at surface hardening by increasing the surface layer of the material whose matrix (base material) exhibits high toughness, and for the purpose of improving fatigue strength (surface fatigue strength). It is mainly applied to materials such as gears and CVT and CVJ parts for automobiles.
  • the carburizing process is mainly a batch process in a gas atmosphere, and a lot of energy and cost are consumed, for example, heating near 930 ° C. and holding for several hours or more. Further, in actual operation, there have been a problem that the environment is deteriorated due to the treatment of the carburized material and the like, and it is difficult to inline.
  • induction hardening is very advantageous for shortening the surface hardening treatment time, reducing energy, and cleaning the environment.
  • case hardening steel having a C content of around 0.2% such as JIS SCr420 and SCM420 has been used.
  • the greatest reason for using such a steel material with a low C content as a raw material is to ensure machinability.
  • These steel materials have a relatively low C content, but after being processed into parts, the C content of the surface layer is increased by carburization, and then the surface hardness is increased by quenching. Parts strength and surface fatigue strength can be obtained.
  • the C content of the steel material needs to be about 0.4%.
  • Patent Document 1 Si is limited to 0.50% or less and Al is limited to 0.10% or less, and the martensite area fraction is controlled to 70% or more in the metal structure before induction hardening.
  • a steel for induction hardening is disclosed. According to the method of Patent Document 1, the strength of the steel material is significantly improved. However, in the technique of Patent Document 1, it is necessary to contain at least 0.35% or more of the C amount of the steel material itself in order to obtain an appropriate surface hardness for a component to be induction-hardened. None has been considered. Therefore, the steel for induction hardening disclosed in Patent Document 1 has low workability, particularly machinability.
  • Patent Document 2 proposes a steel for induction hardening excellent in machinability.
  • the area ratios of ferrite, pearlite, and bainite are appropriately controlled, the average aspect ratio of ferrite crystal grains and the inter-particle distance of ferrite crystal grains are controlled to a specific range, and the chemical composition of steel It is described that machinability is improved by making the addition of specific amounts of Al and B essential.
  • the steel material of Patent Document 2 has a high internal hardness because the area ratio of ferrite is as low as 1 to 5%. Since the internal hardness does not change before and after induction hardening, a high internal hardness means that the hardness before cutting is high and the machinability is low. With such a hard steel material, there is a high possibility that breakage such as chipping of a tool will occur at the time of cutting, and the applicable cutting conditions are limited, so that productivity may be reduced.
  • Patent Document 3 proposes a technique for improving the machinability of induction hardening steel by increasing the Al content.
  • Patent Document 3 shows that the machinability of induction hardening steel is improved, there is no comparison between the machinability of the invention steel and the machinability of the case hardening steel. Whether machinability as good as that of hardened steel can be obtained is unclear. Further, in Patent Document 3, since the Al content needs to exceed 0.100%, it is difficult to complete the transformation to austenite during high-frequency heating, and there is a concern that the hardenability is lowered.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a machine structural steel having excellent machinability and excellent surface fatigue strength after induction hardening and an induction hardened steel component having excellent surface fatigue strength. Let it be an issue.
  • the chemical components are mass%, C: 0.40 to 0.70%, Si: 0.15 to 3.00%, Mn: 0.00. 30 to 2.00%, Cr: 0.01% or more, less than 0.50%, S: 0.003 to 0.070%, Bi: more than 0.0001%, 0.0050% or less, N: 0.00. 0030 to 0.0075%, Al: 0.003 to 0.100%, P: 0.050% or less, B: 0 to 0.0050%, Mo: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 1.
  • C and Si in the formula (1a) are contents in mass%
  • d is an average equivalent circle diameter in unit ⁇ m of MnS having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more.
  • ⁇ is a standard deviation of the equivalent circle diameter of MnS having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more.
  • the chemical component is mass%, B: 0.0003 to 0.0050%, Mo: 0.01 to 0.20%, Ni: 0.
  • One or two or more selected from the group consisting of 0.05 to 1.00% and Cu: 0.05 to 1.00% may be contained.
  • the chemical component is in mass%, Ca: 0.0003 to 0.0050%, Mg: 0.0003 to 0.0050% , Zr: 0.0003 to 0.0050%, and Rem: 0.0003 to 0.0050%, or one or more selected from the group consisting of 0.0003 to 0.0050%.
  • the chemical component is mass%, Sb: 0.0003 to 0.015%, Te: 0.0003.
  • Sb 0.0003 to 0.015%
  • Te 0.0003.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.40 to 0.70%, Si: 0.15 to 3.00%, Mn: 0.30 to 2.00%, Cr: 0.01% or more, less than 0.50%, S: 0.003 to 0.070%, Bi: more than 0.0001%, 0.0050% or less, N: 0.0030 to 0.0075%, Al: 0.003 to 0.100%, P: 0.050% or less, B: 0 to 0.0050%, Mo: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 1.00%, Cu: 0 to 1.00%, Ca: 0 to 0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, Zr: 0 to 0.0050%, Rem: 0 to 0.0050%, Ti: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.20%, V: 0 to 0.35%, Sb: 0 to 0.015%, Te: 0 to 0.20%, and Pb Of 0.5 to
  • C and Si in the formula (1b) are contents in mass%
  • d is an average equivalent circle diameter in unit ⁇ m of MnS having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more.
  • ⁇ is a standard deviation of the equivalent circle diameter of MnS having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more.
  • the chemical component is mass%, B: 0.0003 to 0.0050%, Mo: 0.01 to 0.20%, Ni: One or more selected from the group consisting of 0.05 to 1.00% and Cu: 0.05 to 1.00% may be contained.
  • the chemical component is mass%, Ca: 0.0003 to 0.0050%, Mg: 0.0003 to 0.0050. %, Zr: 0.0003 to 0.0050%, and Rem: 0.0003 to 0.0050%, or one or more selected from the group consisting of 0.0003 to 0.0050%.
  • the above aspect of the present invention it is possible to provide a steel for machine structure having excellent machinability and excellent surface fatigue strength after induction hardening.
  • an induction-hardened steel part having excellent surface fatigue strength can be provided.
  • the steel for machine structural use according to the above aspect of the present invention is excellent in machinability when subjected to cutting before induction hardening, although C is 0.40% or more. It is suitable as.
  • the steel for machine structure according to the above aspect of the present invention it is possible to reduce the ratio of the cutting cost to the manufacturing cost of steel parts such as gears, shafts and pulleys for automobiles and industrial machines, and the quality of parts. Can be improved.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between Vickers hardness at a depth of 50 ⁇ m from the surface and (290 ⁇ C + 50 ⁇ Si + 430) after induction-quenched steel parts are tempered at 300 ° C.
  • induction-hardened steel parts have a C content of at least 0.4%. Must be more than about. In this case, the hardness of the steel material before cutting becomes hard and the machinability deteriorates.
  • the Vickers hardness of the surface of induction-hardened steel has a correlation with the C content and Si content in the steel. Also, the higher the Vickers hardness of the steel part surface, the better the surface fatigue strength.
  • ⁇ dendrite primary arm spacing ( ⁇ m)
  • D diffusion coefficient (m 2 / s)
  • ⁇ solid-liquid interface energy (J / m 2 )
  • ⁇ T solidification temperature range (° C.).
  • the primary arm interval ⁇ of the dendrite depends on the solid-liquid interface energy ⁇ , and if this ⁇ can be reduced, ⁇ decreases. If ⁇ can be reduced, the size of Mn sulfide crystallized between dendritic trees can be reduced. Further, if a sulfide such as MnS is finely dispersed, the surface fatigue strength after induction hardening is improved. By containing a small amount of Bi, the solid-liquid interface energy can be lowered. As a result, the interval between dendrite trees can be reduced, and MnS crystallized between dendrite trees can be refined.
  • the present inventors limited the relationship between the C content and the Si content, and Bi It has been found that it is preferable to contain a small amount and to precipitate a large amount of fine MnS.
  • machine structural steel is a material that is subjected to induction hardening in order to obtain induction hardening steel parts.
  • the induction hardened steel part refers to a machine structural steel subjected to induction hardening (however, it may be tempered after induction hardening).
  • the induction-hardened steel component according to this embodiment is obtained by subjecting the mechanical structural steel according to this embodiment to induction hardening with a maximum heating temperature of 850 to 1100 ° C.
  • the induction-hardened steel component according to the present embodiment is assumed to be used as a component that requires high surface fatigue strength, such as a gear used for power transmission for automobiles, for example.
  • the chemical components are mass%, C: 0.40 to 0.70%, Si: 0.15 to 3.00%, Mn: 0 .30 to 2.00%, Cr: 0.01% or more, less than 0.50%, S: 0.003 to 0.070%, Bi: more than 0.0001%, 0.0050% or less, N: 0 .0030 to 0.0075%, Al: 0.003 to 0.100%, P: 0.050% or less, if necessary B: 0.0050% or less, Mo: 0.20% or less Ni: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, Zr: 0.0050% or less, Rem: 0.0050% or less, Ti : 0.20% or less, Nb: 0.20% or less, V: 0.35% or less, Sb: 0.015% or less, Te 0.20% or less, Pb: contains 0.50% or less, the
  • the C content and the Si content satisfy 290 ⁇ C + 50 ⁇ Si + 430 ⁇ 620.
  • the existence density of MnS having an equivalent circle diameter of less than 2.0 ⁇ m in a cross section parallel to the longitudinal direction is 300 pieces / mm 2 or more, Is the average equivalent circle diameter of MnS with an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more, and ⁇ is the standard deviation of the equivalent circle diameter of MnS with an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more, d + 3 ⁇ ⁇ 20 is satisfied.
  • C is an important element for obtaining the strength of steel.
  • C is an element necessary for reducing the ferrite fraction (area ratio) in the structure before induction hardening, improving the hardening ability during induction hardening, and increasing the depth of the hardened layer. If the C content is less than 0.40%, the ferrite fraction becomes high in the structure before induction hardening, and the hardening ability during induction hardening may be insufficient. Therefore, the C content is set to 0.40% or more. Preferably it is 0.45% or more, More preferably, it is 0.50% or more.
  • the C content is 0.70% or less. Preferably, it is 0.65% or less.
  • Si is an element having an effect of improving the surface fatigue strength after quenching by improving the temper softening resistance of the quenched layer.
  • the Si content is set to 0.15% or more. Preferably it is 0.50% or more.
  • the Si content is 3.00% or less.
  • Mn dissolves in the steel to increase the tensile strength and fatigue strength of the steel and enhance the hardenability of the steel. Further, Mn combines with sulfur (S) in the steel to form MnS, thereby improving the machinability of the steel.
  • the Mn content is set to 0.30% or more.
  • the Mn content is preferably 0.60% or more, and more preferably 0.75% or more.
  • the Mn content is 2.00% or less.
  • the Mn content is preferably 1.90% or less, and more preferably 1.70% or less.
  • Cr 0.01% or more and less than 0.50%> Cr increases the tensile strength of steel. Further, Cr increases the hardenability of the steel and increases the surface hardness of the steel after induction hardening. In order to obtain these effects, the Cr content is set to 0.01% or more. When improving the hardenability and tensile strength of steel, the preferable Cr content is 0.03% or more, and more preferably 0.10% or more. On the other hand, when there is too much Cr content, the machinability of steel will fall. Therefore, the Cr content is less than 0.50%. When the fatigue strength is further increased, the Cr content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • S combines with Mn in the steel to form MnS and enhances the machinability of the steel.
  • the S content is set to 0.003% or more.
  • the S content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • the fatigue strength of the steel decreases.
  • the S content is set to 0.070% or less.
  • the S content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.030% or less.
  • Bi is an important element in the present embodiment.
  • the solidified structure of the steel is refined, and as a result, MnS is finely dispersed.
  • the Bi content needs to exceed 0.0001%.
  • the Bi content is preferably 0.0010% or more.
  • the Bi content is set to 0.0050% or less.
  • Al is an element effective for refining the austenite structure during induction hardening by precipitation and dispersion in steel as a nitride. Further, Al is an element that increases the hardenability and increases the depth of the hardened layer. Al is an element effective for improving machinability. In order to obtain these effects, the Al content is set to 0.003% or more. Preferably it is 0.010% or more. Further, Al is an element that forms a compound with N at the time of nitriding, increases the N concentration in the surface layer portion, and is effective in improving the surface fatigue strength. Also from this point, the Al content is set to 0.003% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, transformation to austenite becomes difficult to complete during high-frequency heating, and rather the hardenability decreases. Therefore, the Al content is 0.100% or less.
  • P 0.050% or less>
  • P is contained as an impurity. P segregates at the grain boundaries and lowers the toughness of the steel, so it is necessary to reduce it as much as possible.
  • the P content exceeds 0.050%, the toughness is remarkably lowered, so the P content is limited to 0.050% or less.
  • a lower P content is preferable, but it is difficult to reduce the P content to 0%. Therefore, the lower limit of the P content may be 0.0001%, which is an industrial limit.
  • FIG. 1 shows the relationship between the Vickers hardness (Hv) at a depth of 50 ⁇ m from the surface, the C content, and the Si content after tempering the induction hardened steel part at 300 ° C.
  • Hv Vickers hardness
  • FIG. 2 it was found that the product can be classified into a good product and a defective product with surface fatigue strength across the relationship line.
  • the value on the left side of the following formula (1) substantially corresponds to the Vickers hardness of the surface of the induction-hardened steel part tempered at 300 ° C. Further, when the relationship between the surface fatigue strength in the roller pitting fatigue test and the Vickers hardness after tempering at 300 ° C. was investigated, when the Vickers hardness was 620 Hv or more, the surface fatigue strength was the same as the surface fatigue strength of the conventional gas carburized gear. It turned out to be equal or better. That is, when the value of 290 ⁇ C + 50 ⁇ Si + 430 is 620 or more, the surface fatigue strength is sufficient after induction hardening.
  • the steel for machine structure according to the present embodiment basically contains the chemical components described above, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • the mechanical structural steel according to the present embodiment as necessary, B: 0 to 0.0050%, Mo: 0 to 0.20%, Ni: 0 to 1.00%, Cu: 0 to 1 0.00%, Ca: 0 to 0.0050%, Mg: 0 to 0.0050%, Zr: 0 to 0.0050%, Rem: 0 to 0.0050%, Ti: 0 to 0.20%, Nb : 0 to 0.20%, V: 0 to 0.35%, Sb: 0 to 0.015%, Te: 0 to 0.20%, Pb: 0 to 0.50% You may contain 1 type, or 2 or more types. However, since these elements do not necessarily need to be contained, the lower limit is 0%.
  • the impurities are components that are mixed from raw materials such as ore or scrap or from various environments in the manufacturing process when industrially manufacturing steel materials, and in a range that does not adversely affect the steel. It means what is allowed.
  • B combines with N in steel and precipitates as BN, thereby contributing to improvement of machinability. Further, B is decomposed from BN at the time of induction hardening and becomes B, which greatly improves the hardenability. If the hardenability during induction hardening is improved, the surface fatigue strength of the steel after induction hardening is improved. When obtaining these effects, the B content is preferably 0.0003% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, not only the effect is saturated, but also cracks during rolling and forging are caused. Therefore, even when B is contained, the B content is set to 0.0050% or less.
  • Mo has the effect of improving the surface fatigue strength of steel after induction hardening by improving the temper softening resistance of the hardened layer. Mo also has the effect of strengthening the hardened layer and improving the bending fatigue strength. When obtaining these effects, the Mo content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.20%, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, even when Mo is contained, the Mo content is set to 0, 20% or less.
  • Ni is an element that has an effect of improving the corrosion prevention ability by concentrating on the surface of the steel material during oxidation and suppressing the subsequent oxidation reaction. In order to exhibit this effect reliably, the Ni content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 1.00%, the machinability deteriorates. Therefore, even when Ni is contained, the Ni content is 1.00% or less.
  • Cu concentrates on the surface of the steel material when oxidized, and has the effect of improving the corrosion prevention ability by suppressing the subsequent oxidation reaction.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more.
  • the Cu content exceeds 1.00%, the hot ductility is lowered, so that wrinkles are easily formed during rolling. Therefore, even when Cu is contained, the Cu content is set to 1.00% or less.
  • Ca, Mg, and Te are elements that suppress the elongation of MnS during rolling and further improve the bending fatigue strength after induction hardening.
  • the Ca content is 0.0003% or more
  • the Mg content is 0.0003% or more
  • the Te content is 0.0003% or more, alone or in combination. preferable.
  • the effect will be saturated and economical efficiency will be impaired. Therefore, even when Ca, Mg and / or Te are contained, the Ca content is 0.0050% or less, the Mg content is 0.0050% or less, and the Te content is 0.20% or less.
  • Zr is an element having the effect of refining the austenite structure during induction hardening by precipitation and dispersion in steel as a nitride.
  • the Zr content is preferably 0.0003% or more.
  • the Zr content exceeds 0.0050%, the precipitates become coarse and the steel becomes brittle. Therefore, even when Zr is contained, the Zr content is set to 0.0050% or less.
  • Rem is an element that suppresses stretching of MnS during rolling and further improves the bending fatigue strength.
  • the Rem content is preferably set to 0.0003% or more. However, if the content of each element exceeds the above, the effect is saturated, and the formation of a composite oxide of oxide and sulfide is promoted and the inclusion size is coarsened.
  • the Rem content is set to 0.0050% or less.
  • Rem refers to lanthanoid elements such as La and Ce, and Rem content refers to the total content of these elements. In adding these elements, the effect does not change even if misch metal containing these elements is used.
  • Ti is an element having the effect of refining the austenite structure during induction hardening by being precipitated in steel as a nitride.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the Ti content exceeds 0.20%, the precipitates become coarse and the steel becomes brittle. Therefore, even when Ti is contained, the Ti content is set to 0.20% or less.
  • Nb is an element having the effect of refining the austenite structure during induction hardening by being precipitated in steel as a nitride.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more.
  • the Nb content exceeds 0.20%, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, even when Nb is contained, the Nb content is set to 0.20% or less.
  • V is an element having an effect of refining the austenite structure during induction hardening by being dispersed and precipitated in steel as a nitride.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content exceeds 0.35%, the effect is saturated and the economy is impaired. Therefore, even when V is contained, the V content is set to 0.35% or less.
  • Sb is an element that has a strong surface segregation tendency, and is an effective element for preventing oxidation due to adsorption of oxygen from the outside.
  • the Sb content is preferably 0.0003% or more.
  • the Sb content exceeds 0.015%, the effect is saturated. Therefore, considering the efficiency, even when Sb is contained, the Sb content is set to 0.015% or less.
  • Pb is an element that enhances the machinability of steel. If Pb is contained even a little, the above effect can be obtained. However, since the effect is large at 0.01% or more, when obtaining the effect, the Pb content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if Pb is contained excessively, the toughness and hot ductility of the steel will decrease. Therefore, even when contained, the Pb content is set to 0.50% or less. A preferable Pb content is 0.25% or less.
  • the chemical composition does not change even when induction hardening is performed on the machine structural steel according to the present embodiment. Therefore, the chemical composition of the induction hardened steel part according to the present embodiment is the same as the chemical composition of the steel for machine structural use according to the present embodiment.
  • MnS contained in the metal structures of the machine structural steel and the induction-hardened steel part according to the present embodiment will be described.
  • MnS existence density (number density) of MnS having an equivalent circle diameter of less than 2.0 ⁇ m is 300 / mm 2 or more] Since MnS is useful for improving machinability, it is necessary to ensure its number density. However, increasing the S content improves machinability but increases coarse MnS. Coarse MnS reduces the machinability and the surface fatigue strength of the steel after induction hardening. Therefore, in order to improve machinability, it is necessary to control not only the number density of MnS but also its size. Specifically, when MnS having an equivalent circle diameter of less than 2.0 ⁇ m is present in steel at a presence density (number density) of 300 pieces / mm 2 or more, tool wear is suppressed.
  • the equivalent circle diameter of MnS is the diameter of a circle having an area equal to the area of MnS, and can be obtained by image analysis.
  • the number density of MnS is obtained by image analysis. Specifically, in a cross section parallel to the longitudinal direction of the steel for hot forging, a photograph was taken at 100 times with an optical microscope, and an image of an inspection standard area (region) of 0.9 mm 2 was prepared for 10 fields of view.
  • the equivalent circle diameter of each selected MnS is 1.0 ⁇ m or more.
  • the surface fatigue strength of the steel after induction hardening is improved by reducing the dendrite primary arm interval and making the sulfide crystallized from between dendrite trees finer. More specifically, machinability is improved by eliminating MnS having a maximum equivalent circle diameter of 20 ⁇ m or more.
  • the inventors set the standard deviation ⁇ as the variation of the equivalent circle diameter of the sulfide detected per 9 mm 2 of the observation field of view, and a value obtained by adding the average equivalent circle diameter d to three times the standard deviation (3 ⁇ ). It defined as F1 like Formula (2).
  • d in the formula (2) is an average equivalent circle diameter ( ⁇ m) of MnS having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more, and ⁇ is a standard deviation of an equivalent circle diameter of MnS having an equivalent circle diameter of 1.0 ⁇ m or more. It is. Further, the F1 value is predicted from the equivalent circle diameter and standard deviation of the equivalent circle diameter of the sulfide observed within the observation visual field of 9 mm 2 , and the steel for machine structural use or the induction-hardened steel part according to the present embodiment The maximum equivalent circle diameter is shown for 99.7% of the number of sulfides that can be observed with an optical microscope.
  • the equivalent circle diameter of MnS is the diameter of a circle having an area equal to the area of MnS, and can be obtained by image analysis as described above.
  • the reason why the equivalent circle diameter of MnS to be observed was set to 1.0 ⁇ m or more is that 1.0 ⁇ m or more is a range in which particle sizes and components can be statistically handled with a general-purpose instrument.
  • the influence on the surface fatigue strength and chip controllability is small.
  • the continuous cast slab used for manufacturing the steel for machine structure according to this embodiment has a solidified structure in a dendrite form.
  • MnS in machine structural steel is often crystallized before solidification (in molten steel) or at the time of solidification, and is greatly affected by the dendrite primary arm interval. That is, if the dendrite primary arm interval is small, the MnS crystallized between trees is small.
  • the dendrite primary arm interval at the slab stage is less than 600 ⁇ m.
  • MnS crystallized from the dendrite primary arm is refined, and the maximum equivalent circle diameter of MnS becomes less than 20 ⁇ m. In order to make the dendrite structure fine, it is effective to contain a small amount of Bi and reduce the solid-liquid interface energy in the molten steel.
  • the induction-hardened steel component according to this embodiment is obtained by induction-hardening the machine structural steel according to this embodiment.
  • the induction-hardened steel component according to the present embodiment does not have a heterogeneous surface abnormal layer including residual ⁇ , nitride, and grain boundary oxidation, and generation of the surface abnormal layer is minimized. It will be.
  • the induction-hardened steel component according to the present embodiment has a Vickers hardness of 720 Hv or more at a position 50 ⁇ m deep from the surface even after tempering at 300 ° C.
  • the method for producing steel for machine structural use according to the present embodiment includes a step of casting a slab having the above-described chemical component and having a dendrite primary arm interval of less than 600 ⁇ m within a range of 15 mm from the surface layer, Hot-working the piece.
  • the hot working may include hot rolling.
  • a steel slab satisfying the chemical composition and formula (1) is produced by a continuous casting method.
  • An ingot (steel ingot) may be formed by an ingot-making method.
  • Examples of casting conditions include a 220 ⁇ 220 mm square mold, a superheat of the molten steel in the tundish at 10 to 50 ° C., and a casting speed of 1.0 to 1.5 m / min.
  • the above-mentioned dendrite primary arm interval less than 600 ⁇ m, when casting the molten steel having the above chemical composition, within the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature at a depth of 15 mm from the slab surface.
  • the average cooling rate is preferably 100 ° C./min to 500 ° C./min.
  • the average cooling rate is less than 100 ° C./min, it becomes difficult to make the dendrite primary arm interval less than 600 ⁇ m at a depth of 15 mm from the slab surface, and MnS may not be finely dispersed.
  • the MnS crystallized from the dendritic trees becomes too fine, and the machinability may be reduced. Further, in order to reduce center segregation, reduction may be applied during the solidification of continuous casting.
  • the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature is the temperature range from the start of solidification to the end of solidification. Therefore, the average cooling rate in this temperature range means the average solidification rate of the slab.
  • the average cooling rate can be achieved by, for example, controlling the mold cross-sectional size, casting speed, etc. to appropriate values, or increasing the amount of cooling water used for water cooling immediately after casting. This is applicable to both continuous casting and ingot casting methods.
  • the cooling rate at a position 15 mm deep from the above slab surface is obtained by etching a cross section of the obtained slab with picric acid, and a pitch of 5 mm in the casting direction at each position 15 mm deep from the slab surface. Measured 100 points of the dendrite secondary arm interval ⁇ 2 ( ⁇ m), and based on the following equation (3), the cooling rate A in the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature of the slab calculated from the value (C / sec) is obtained by arithmetic averaging.
  • the optimum casting conditions can be determined from the cooling rate obtained by, for example, manufacturing a plurality of slabs with different casting conditions, obtaining the cooling rate in each slab by the above formula (3).
  • the billet (steel piece) is manufactured by performing hot working such as ingot rolling on the slab or ingot obtained in the casting step. Further, the billet is hot-rolled to obtain a steel bar or wire that is the steel for machine structure according to the present embodiment.
  • hot working such as ingot rolling on the slab or ingot obtained in the casting step.
  • the billet is hot-rolled to obtain a steel bar or wire that is the steel for machine structure according to the present embodiment.
  • Hot rolling is performed, for example, by heating the billet at a heating temperature of 1250 to 1300 ° C. for 1.5 hours or more and then setting the finishing temperature to 900 to 1100 ° C.
  • cooling is performed in the atmosphere under a condition that the cooling rate is allowed to cool or less.
  • the finishing temperature of hot rolling means the surface temperature of the bar wire material at the final stand exit of a rolling mill provided with a plurality of stands.
  • the cooling rate after finish rolling refers to the cooling rate on the surface of a bar wire (bar steel or wire).
  • the manufactured bar steel and wire rod are hot forged to produce a rough intermediate product.
  • a tempering treatment may be performed on the intermediate product.
  • the intermediate product is machined so that the intermediate product has a predetermined shape. Machining is, for example, cutting or drilling.
  • induction hardening is performed on the intermediate product to cure the surface of the intermediate product. Thereby, a surface hardened layer is formed on the surface of the intermediate product.
  • finishing is performed on the induction-quenched intermediate product. The finishing process is grinding or polishing.
  • the quenching temperature (maximum heating temperature) is set to 850 to 1100 ° C., and cooling is performed from this temperature range to near room temperature, for example, 25 ° C. or less. If the quenching temperature is less than 850 ° C., the shaped material cannot be sufficiently quenched by induction quenching, and proeutectoid ferrite appears. If pro-eutectoid ferrite is present, the hardness of the surface hardened layer becomes non-uniform and the surface fatigue strength is not improved. On the other hand, if the quenching temperature is less than 850 ° C., the surface layer portion is not sufficiently austenitic, and a desired quenching layer depth cannot be obtained.
  • the quenching temperature exceeds 1100 ° C.
  • oxidation of the surface layer becomes remarkable, and the smoothness of the surface properties is not sufficiently ensured. Also in this case, the surface fatigue strength decreases.
  • the time at which the temperature is 850 ° C. or higher is 0.5 seconds or longer and 1 minute or shorter.
  • the induction-hardened steel part according to this embodiment is manufactured through the above steps.
  • the induction-hardened steel part according to the present embodiment has the same chemical components as steel for machine structural use, the abundance of MnS having an equivalent circle diameter of less than 2.0 ⁇ m is 300 pieces / mm 2 or more, and d + 3 ⁇ ⁇ 20 ⁇ m. Satisfied. Moreover, it has a surface hardened layer.
  • the maximum equivalent circle diameter of MnS needs to be less than 20 ⁇ m in the machine structural steel (bar steel in the above example) that is the material of the induction-hardened steel part. If the material (bar steel) is forged, MnS in the steel is refined according to the forging ratio. However, many induction hardened steel parts have complex shapes, and the forging ratio is not uniform over the entire material. Therefore, in the forged material, there is a portion that is hardly forged, that is, a portion having a very small forging ratio. Even in such a portion, in order to improve the machinability, the maximum equivalent circle diameter of MnS in the steel for machine structure used as a raw material needs to be less than 20 ⁇ m.
  • the machine structural steel according to this embodiment can improve machinability and improve surface fatigue strength regardless of the amount of hot working.
  • the machine structural steel according to the present embodiment is excellent in machinability and has excellent surface fatigue strength when it becomes an induction hardened steel part.
  • the present invention will be described specifically by way of examples.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the manufactured slab was charged into a heating furnace, heated at a heating temperature of 1250 to 1300 ° C. for 10 hours or more, and then rolled into a billet.
  • the billet was heated at a heating temperature of 1250 to 1300 ° C. for 1.5 hours or more and then hot-rolled at a finishing temperature of 900 to 1100 ° C. to obtain a round bar having a diameter of 40 mm. In this way, test no. 1 to 31 mechanical structural steels were produced.
  • the microstructure of the round bar was observed. After the round bar was cut perpendicular to the axial direction (longitudinal direction), the D / 4 position (D: diameter) was cut parallel to the axial direction to obtain a specimen for microstructural observation.
  • the test surface is a cross section parallel to the longitudinal direction of rolling. Specifically, the cut surface of the test piece is polished to prepare 10 polishing test pieces of 10 mm in length and 10 mm in width, and a predetermined position of these polishing test pieces is photographed at 100 times with an optical microscope, Ten images of 0.9 mm 2 inspection reference area (region) were prepared.
  • MnS in the observation field of view were selected in descending order, and the equivalent circle diameter of each selected MnS was calculated. These dimensions (diameters) were converted to equivalent circle diameters indicating the diameters of circles having the same area as the precipitates. Further, the average equivalent circle diameter and standard deviation of the sulfide were calculated from the detected MnS particle size distribution.
  • the determination of MnS was made by observing the metal structure of the steel with an optical microscope and determining the contrast in the structure. However, for confirmation, MnS was partially identified using a scanning electron microscope and an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS).
  • EDS energy dispersive X-ray spectrometer
  • ⁇ Drill life test> In order to evaluate the drill life, a round bar having a diameter of 40 mm was cut from the center into a test piece for machinability evaluation having a diameter of 38 mm and a height of 21 mm and subjected to a drill test.
  • the tool is a drill of Fujikoshi Co., Ltd. Model No. SD3.0, the feed rate per rotation is 0.25mm, the drilling depth of 9mm is drilled, and the drilling test is performed with water-soluble cutting oil.
  • the machinability of each steel material was evaluated.
  • As an evaluation index a maximum cutting speed VL1000 capable of cutting to a cumulative hole depth of 1000 mm was adopted, and the maximum cutting speed VL1000 was evaluated as 40 m / min or higher as good and less than 40 m / min as defective.
  • roller pitching fatigue test For the roller pitting fatigue test, the above-mentioned heat treated ⁇ 40 mm round bar was cut from the center into a small roller test piece having a cylindrical portion with a diameter of 26 mm and a width of 28 mm. The small roller test piece collected as described above was induction-quenched under the conditions shown in Table 3, and then tempered at 150 ° C. for 1 hour, and the surface fatigue strength was evaluated by a roller pitching test.
  • a roller pitting fatigue test which is a standard surface fatigue strength test, was performed using the small roller test piece prepared above and a separately prepared large roller test piece (surface grinding after carburization of SCM722).
  • a large roller test piece is pressed against a small roller test piece with various Hertz stresses, the circumferential speed direction of both roller test pieces at the contact portion is the same direction, and the slip rate is -40%.
  • the test was carried out by rotating as a large roller test piece (a peripheral speed of the contact portion is 40% greater than that of a small roller test piece).
  • the oil temperature of ATF (AT lubricating oil) supplied as a lubricating oil to the contact portion was 80 ° C., and the contact stress between the large roller test piece and the small roller test piece was 3000 MPa.
  • ATF AT lubricating oil supplied as a lubricating oil to the contact portion
  • the contact stress between the large roller test piece and the small roller test piece was 3000 MPa.
  • the inventive examples are excellent in both machinability and surface fatigue strength after induction hardening.
  • the chemical component of the present invention is not satisfied, and / or the presence state of MnS does not satisfy the scope of the present invention, so that at least one of machinability or surface fatigue strength after induction hardening is not satisfied. became.
  • Test No. 18 and 19 did not contain Bi. Further, the number density of MnS less than 2.0 ⁇ m was small, and d + 3 ⁇ was 20 or more. As a result, machinability was not sufficient. Test No. No. 20 had less C content. Moreover, 290 * C + 50 * Si + 430 was less than 620. As a result, the surface fatigue strength was not sufficient. Test No. In No. 21, the Cr content exceeded the upper limit. For this reason, uneven firing occurred in the structure after induction hardening, and sufficient surface fatigue strength could not be obtained. Test No. In 22 to 25, 290 ⁇ C + 50 ⁇ Si + 430 was less than 620. As a result, the surface fatigue strength was not sufficient. Test No. No. 26 had a low S content.
  • test No. 27 since the S content was too large, surface fatigue failure starting from MnS occurred, and the surface fatigue strength was not sufficient.
  • Test No. No. 28 had a low Mn content. Therefore, sufficient MnS could not be secured and sufficient machinability could not be obtained. Furthermore, test no. In 28, the surface fatigue strength was not sufficient. This is presumed to be due to the fact that since Fe was not sufficiently fixed, FeS, which reduces hot ductility, was generated, and early fatigue failure occurred starting from a crack that appeared to have occurred inside the specimen. The Test No. Since No.
  • Test No. 29 had a high Mn content, the strength before induction hardening became excessively high, and sufficient machinability could not be obtained.
  • Test No. No. 30 had a low number density of MnS of less than 2.0 ⁇ m and d + 3 ⁇ was 20 or more due to a slow cooling rate during casting. Therefore, sufficient machinability was not obtained.
  • Test No. No. 31 had a low C content. As a result, the surface fatigue strength was not sufficient.
  • the steel for machine structure which is excellent in machinability and excellent in the surface fatigue strength after induction hardening can be provided.
  • an induction-hardened steel part having excellent surface fatigue strength can be provided.
  • the steel for machine structural use according to the above aspect of the present invention is excellent in machinability when subjected to cutting before induction hardening, although C is 0.40% or more. It is suitable as.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

この機械構造用鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０～０．７０％、Ｓｉ：０．１５～３．００％、Ｍｎ：０．３０～２．００％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｓ：０．００３～０．０７０％、Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下、Ｎ：０．００３０～０．００７５％、Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｐ：０．０５０％以下、必要に応じてＢ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｒｅｍ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｓｂ、Ｔｅ、及びＰｂ、を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０及びｄ＋３σ＜２０を満たし、長手方向と平行な断面において、円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。

Description

機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品
　本発明は、機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品に関し、特に、自動車、建機、農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用される動力伝達部品（例えば、歯車、軸受、ＣＶＴシーブ、シャフト等）に用いられる高周波焼入鋼部品及びその素形材である機械構造用鋼に関する。
　本願は、２０１５年１０月１９日に、日本に出願された特願２０１５－２０５６３１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来、歯車等の動力伝達部品は、表面硬化処理を施して使用されることが多い。表面硬化処理の方法としては、浸炭、窒化または高周波焼入れが採用されている。この中で、「浸炭」は、マトリックス（母材）が高靱性を示す材料の表層を高炭素化することで表面硬化を狙ったものであり、疲労強度（面疲労強度）の向上を目的として歯車や自動車用のＣＶＴやＣＶＪの部品などの材料に主に適用される。しかしながら、浸炭処理は、ガス雰囲気中でのバッチ処理が主流であり、例えば９３０℃近傍への加熱及び数時間以上の保持といったように多くのエネルギーとコストとが費やされる。また、実操業においては、浸炭材の処理等のために環境の悪化を伴うという問題、およびインライン化が困難であるといった問題もあった。
　そこで、これらの問題の解決のため、高周波焼入れ処理のみで所望の強度特性を得るための研究がなされるようになった。なぜなら、高周波焼入れは、表面硬化処理時間の短縮、エネルギーの低減、および環境のクリーン化に非常に有利だからである。
　従来、浸炭して部品を製造する場合、ＪＩＳ　ＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０などのＣ含有量が０．２％前後のいわゆる肌焼鋼が用いられていた。このようなＣ含有量の低い鋼材を素材として使用する最大の理由は被削性の確保である。これらの鋼材は、Ｃ含有量が比較的低いが、部品に加工された後、浸炭によって表層部のＣ含有量が高められ、その後焼入されることによって表面硬さが高くなるので、所望の部品強度や面疲労強度が得られる。
　一方、浸炭処理を行わずに高周波焼入れによって部品強度を得る場合、適切な表面硬さを得るため、鋼材のＣ含有量を０．４％程度とする必要がある。しかしながら、この場合、切削前の鋼材の硬さが硬くなるので、被削性が劣化してしまう。つまり、これまで浸炭によって製造されていた部品を高周波焼入れで製造する場合、最大の課題は鋼材の被削性であり、Ｃ含有量が増えて鋼材が硬くなっても被削性が劣化しない鋼材が求められる。
　高周波焼入れ処理に関し、例えば特許文献１には、Ｓｉを０．５０％以下、Ａｌを０．１０％以下に制限し、高周波焼入れ前の金属組織においてマルテンサイトの面積分率を７０％以上に制御した高周波焼入れ用鋼材が開示されている。特許文献１の方法によれば、鋼材の強度は著しく向上する。しかしながら、特許文献１の技術では、高周波焼入れされる部品について適切な表面硬さを得るために鋼材自体のＣ量を少なくとも０．３５％以上含有させる必要があるが、被削性の向上については何ら検討されていない。そのため、特許文献１の高周波焼入れ用鋼材では、加工性、とりわけ被削性が低い。
　特許文献２には、被削性に優れた高周波焼入れ用鋼が提案されている。特許文献２によれば、フェライト、パーライト、及びベイナイトの面積率を適切に制御し、フェライト結晶粒の平均アスペクト比とフェライト結晶粒の粒子間距離とを特定の範囲に制御し、鋼の化学組成として特定量のＡｌ及びＢの添加を必須にすることで被削性が向上することが記載されている。しかしながら、特許文献２の鋼材では、フェライトの面積率が１～５％と少ないので内部硬さが高い。内部硬さは高周波焼入れ前後で変化しないので、内部硬さが高いということは切削加工前の硬さが高く、被削性が低いことを意味する。このような硬度が硬い鋼材では切削時に工具の欠け等の折損が発生する可能性が高くなり、適用できる切削条件が制限されるので、生産性が低下する場合がある。
　また、特許文献３には、Ａｌ含有量を高めることで高周波焼入れ用鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。特許文献３には、高周波焼入れ用鋼の被削性が向上することが示されているものの、発明鋼の被削性と肌焼鋼の被削性との比較検討がなされていないので、肌焼鋼と同程度に良好な被削性が得られるかどうかは不明である。また、特許文献３では、Ａｌ含有量を０．１００％超とする必要があるので、高周波加熱時にオーステナイトへの変態が完了しにくく、焼入れ性が低下することが懸念される。
日本国特開２００７―１３１８７１号公報 日本国特開２０１２－２１９３３４号公報 日本国特許第４６５９１３９号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、被削性に優れ、かつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼及び面疲労強度に優れる高周波焼入鋼部品を提供することを課題とする。
（１）本発明の一態様に係る機械構造用鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０～０．７０％、Ｓｉ：０．１５～３．００％、Ｍｎ：０．３０～２．００％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｓ：０．００３～０．０７０％、Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下、Ｎ：０．００３０～０．００７５％、Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｚｒ：０～０．００５０％、Ｒｅｍ：０～０．００５０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．２０％、Ｖ：０～０．３５％、Ｓｂ：０～０．０１５％、Ｔｅ：０～０．２０％、及びＰｂ：０～０．５０％、を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、　下記式（１ａ）及び下記式（２ａ）を満たし、長手方向と平行な断面において、円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
　２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０　・・・（１ａ）
　ｄ＋３σ＜２０　　　　　　・・・（２ａ）
　ただし、式（１ａ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ａ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
（２）上記（１）に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｏ：０．０１～０．２０％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、及びＣｕ：０．０５～１．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３～０．００５０％、Ｚｒ：０．０００３～０．００５０％、及びＲｅｍ：０．０００３～０．００５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、及びＶ：０．００５～０．３５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の機械構造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００３～０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３～０．２０％、Ｐｂ：０．０１～０．５０％、及びのうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
（６）本発明の別の態様に係る高周波焼入鋼部品は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０～０．７０％、Ｓｉ：０．１５～３．００％、Ｍｎ：０．３０～２．００％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｓ：０．００３～０．０７０％、Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下、Ｎ：０．００３０～０．００７５％、Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｂ：０～０．００５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｚｒ：０～０．００５０％、Ｒｅｍ：０～０．００５０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．２０％、Ｖ：０～０．３５％、Ｓｂ：０～０．０１５％、Ｔｅ：０～０．２０％、及びＰｂ：０～０．５０％、を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式（１ｂ）及び下記式（２ｂ）を満たし、長手方向と平行な断面において円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
　２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０　・・・（１ｂ）
　ｄ＋３σ＜２０　　　　　　・・・（２ｂ）
　ただし、式（１ｂ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ｂ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
（７）上記（６）に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｏ：０．０１～０．２０％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、及びＣｕ：０．０５～１．００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（８）上記（６）または（７）に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３～０．００５０％、Ｚｒ：０．０００３～０．００５０％、及びＲｅｍ：０．０００３～０．００５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（９）上記（６）～（８）のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、及びＶ：０．００５～０．３５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（１０）上記（６）～（９）のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品は、前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００３～０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３～０．２０％、及びＰｂ：０．０１～０．５０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、被削性に優れ、かつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼を提供できる。また、面疲労強度に優れる高周波焼入鋼部品を提供できる。
　本発明の上記態様に係る機械構造用鋼は、Ｃが０．４０％以上であるにも関わらず、高周波焼入れ前の切削加工を施す際の被削性に優れているので、高周波焼入れ用鋼として好適である。また、本発明の上記態様に係る機械構造用鋼によれば、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。
図１は、高周波焼入鋼部品の３００℃焼戻し後の、表面から５０μｍ深さのビッカース硬度と（２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０）との関係を示すグラフである。 図２は、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０＝６２０の関係式をプロットした線と、高周波焼入鋼部品の面疲労強度の評価との関係を示すグラフである。
　上述したように、浸炭工程を経て製造される機械構造用の鋼部品では、被削性の確保のため、Ｃ含有量の低い鋼材を素形材として使用する。Ｃ含有量が低くても、鋼材を部品形状に加工した後、浸炭焼入が施されることにより表面硬さが高くなるので、鋼部品の十分な強度が得られる。これに対し、高周波焼入された鋼部品が適切な表面硬さ（浸炭によって製造された鋼部品と同等の表面硬さ）を得るためには、鋼材自体のＣ含有量を少なくとも０．４％程度以上にしなければならない。この場合、切削前の鋼材の硬さが硬くなり、被削性が劣化してしまう。すなわち、高周波焼入れによって被削性に優れかつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼を得るためには、Ｃ含有量が増えて鋼材が硬くなっても被削性が劣化しないことが求められる。
　従来、ＣやＳｉの含有量の調整によって、浸炭後の面疲労強度に優れた鋼材が得られることが知られている。しかしながら、互いに相反する面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することはできていなかった。そこで、本発明者らは、面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することのできる、機械構造用鋼の開発を目標に調査・研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。
（ａ）Ｓｉ含有量が高ければ、高周波焼入れ後の鋼（高周波焼入鋼部品）の面疲労強度が高くなる。また、後述するように、微量のＢｉを含有させると、面疲労強度が更に向上する。
（ｂ）高周波焼入れ後の鋼（高周波焼入鋼部品）の表面のビッカース硬度は、鋼中のＣ含有量及びＳｉ含有量と相関がある。また、鋼部品表面のビッカース硬度が高いほど、面疲労強度が向上する。
（ｃ）鋼中にＭｎＳが含まれることにより被削性が向上する。被削性の向上要因であるＭｎＳは、凝固時のデンドライト樹間への晶出および析出物へのＭｎの拡散で析出するので、ＭｎＳを鋼中に微細分散させることにより被削性（切屑処理性、工具寿命）を高めることが可能である。また、ＭｎＳを微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われており、下記（Ａ）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）０．２５　…（Ａ）
　ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
　この（Ａ）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存し、このσを低減させることができればλが減少することがわかる。λを減少させることができれば、デンドライト樹間に晶出するＭｎ硫化物サイズを低減させることができる。また、ＭｎＳのような硫化物が微細分散すれば、高周波焼入れ後の面疲労強度が向上する。
　微量のＢｉを含有させることにより、固液界面エネルギーを低下させることができ、その結果、デンドライト樹間間隔が低減し、デンドライト樹間に晶出するＭｎＳを微細化することが可能となる。
　以上の知見に基づき、本発明者らは、被削性を向上させ、かつ、高周波焼入れ後の面疲労強度を高めるためには、Ｃ含有量とＳｉ含有量との関係を限定し、Ｂｉを微量に含有させ、かつ、微細なＭｎＳを多数析出させることが好ましいことを見出した。
　以下、本発明の一実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品（本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品）について説明する。
　本実施形態において、機械構造用鋼は、高周波焼入鋼部品を得るために高周波焼入れに供される素材である。また、高周波焼入鋼部品とは、機械構造用鋼に高周波焼入れを施したもの（ただし、高周波焼入れ後に焼戻ししても良い）を指す。
　本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、本実施形態に係る機械構造用鋼に最高加熱温度が８５０～１１００℃である高周波焼入れを施して得られる。本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、例えば自動車用の動力伝達に使用される歯車等の高い面疲労強度が要求される部品としての使用が想定される。
　本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０～０．７０％、Ｓｉ：０．１５～３．００％、Ｍｎ：０．３０～２．００％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ｓ：０．００３～０．０７０％、Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下、Ｎ：０．００３０～０．００７５％、Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｐ：０．０５０％以下、を含有し、必要に応じてＢ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、Ｒｅｍ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．２０％以下、Ｖ：０．３５％以下、Ｓｂ：０．０１５％以下、Ｔｅ：０．２０％以下、Ｐｂ：０．５０％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる。また、Ｃ含有量とＳｉ含有量とが、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０を満たす。
　また、本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品は、長手方向と平行な断面において円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上存在し、ｄを円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径、σを円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差としたときに、ｄ＋３σ＜２０を満たす。
　まず、各元素の含有量の限定理由について説明する。以下、含有量に関する％は、質量％である。
　＜Ｃ：０．４０～０．７０％＞
　Ｃは、鋼の強度を得るために重要な元素である。また、Ｃは、高周波焼入れ前の組織においてフェライト分率（面積率）を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させて、硬化層深さを大きくするために必要な元素である。Ｃ含有量が０．４０％未満では高周波焼入れ前の組織においてフェライト分率が高くなり、高周波焼入れ時の硬化能が不足する場合がある。よって、Ｃ含有量を０．４０％以上とする。好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｃ含有量が多すぎると被削性や鍛造性を著しく害するだけでなく、高周波焼入れ時に焼割れが発生する可能性が大きくなる。そのため、Ｃ含有量は０．７０％以下とする。好ましくは、０．６５％以下である。
　＜Ｓｉ：０．１５～３．００％＞
　Ｓｉは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、焼入れ後の面疲労強度を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１５％以上とする。好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると鍛造時の脱炭が著しくなる。よって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。
　＜Ｍｎ：０．３０～２．００％＞
　Ｍｎは、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。焼入れ前の鋼の引張強度、疲労強度及び焼入れ性を高める場合、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０％以上であり、さらに好ましくは０．７５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。鋼の冷間鍛造性を高める場合、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、さらに好ましくは１．７０％以下である。
　＜Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満＞
　Ｃｒは、鋼の引張強度を高める。また、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、高周波焼入れ後の鋼の表面硬さを高める。これらの効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量は０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量を０．５０％未満とする。疲労強度をさらに高める場合、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
　＜Ｓ：０．００３～０．０７０％＞
　Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。この効果を得るため、Ｓ含有量を０．００３％以上とする。鋼の被削性を高める場合、Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ｓを過剰に含有すれば、鋼の疲労強度が低下する。さらに、高周波焼入れ後の熱間鍛造品に対して磁粉探傷試験を実施する場合、熱間鍛造品の表面に擬似模様が発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量を０．０７０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
　＜Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下＞
　Ｂｉは、本実施形態において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化し、その結果、ＭｎＳが微細分散する。ＭｎＳの微細化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％超とする必要がある。ＭｎＳ微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細化効果が飽和するだけでなく、鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、Ｂｉ含有量を０．００５０％以下とする。
　＜Ａｌ：０．００３～０．１００％＞
　Ａｌは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に有効な元素である。また、Ａｌは、焼入れ性を高めて硬化層深さを大きくする元素である。またＡｌは、被削性向上にも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００３％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。さらにＡｌは、窒化時にＮと化合物を形成し、表層部のＮ濃度を高める効果があり、面疲労強度向上にも有効な元素である。この点からも、Ａｌ含有量を０．００３％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、高周波加熱時にオーステナイトへの変態が完了しにくくなり、むしろ焼入れ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。
　＜Ｐ：０．０５０％以下＞
　Ｐは不純物として含有される。Ｐは、粒界に偏析して鋼の靭性を低下させるので、極力低減する必要があり、少ないほど好ましい。Ｐ含有量が０．０５０％を超えると靭性の低下が著しいので、Ｐ含有量を０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、０％とすることは困難なので、Ｐ含有量の下限を、工業的限界の０．０００１％としてもよい。
＜２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０＞
　本発明者らは、高周波焼入鋼部品の３００℃焼戻し後の、表面から５０μｍ深さのビッカース硬度（Ｈｖ）と、Ｃ含有量及びＳｉ含有量との関係を調べた。その結果、図１に示すように、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０で整理できることが判明した。また、図２は、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０＝６２０の関係式をプロットした線と、面疲労強度の評価との関係を示す。図２に示すように、関係線を挟んで、面疲労強度の良品と不良品とに区分できることがわかった。すなわち、本発明者らが鋭意検討した結果、下記式（１）の左辺の値が、３００℃で焼戻した高周波焼入鋼部品の表面のビッカース硬度にほぼ相当するものになることを見出した。また、ローラーピッチング疲労試験での面疲労強度と３００℃焼戻し後のビッカース硬度との関係を調査したところ、ビッカース硬度が６２０Ｈｖ以上の場合に、面疲労強度が従来のガス浸炭歯車の面疲労強度と同等以上となることが判明した。すなわち、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０の値が６２０以上であれば、高周波焼入れ後に十分な面疲労強度を有するものとなる。一方、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０の値が６２０未満では、面疲労強度が低下し、ピッチングが生じるおそれがある。そのため、本実施形態に係る機械構造用鋼では、各元素の含有量に加えて、下記式（１）を満足するようにＣ含有量、Ｓｉ含有量を制御する必要がある。
２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０　　（１）
　本実施形態に係る機械構造用鋼は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る機械構造用鋼は、必要に応じて、Ｂ：０～０．００５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｚｒ：０～０．００５０％、Ｒｅｍ：０～０．００５０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．２０％、Ｖ：０～０．３５％、Ｓｂ：０～０．０１５％、Ｔｅ：０～０．２０％、Ｐｂ：０～０．５０％からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
　ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　＜Ｂ：０～０．００５０％＞
　Ｂは、鋼中のＮと結合し、ＢＮとして析出することによって被削性向上に寄与する。また、Ｂは、高周波焼入れの加熱時にＢＮから分解されて、Ｂとなり、焼入れ性を大きく向上させる。高周波焼入れ時の焼入れ性が向上すると、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度が向上する。これらの効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、効果が飽和するだけでなく、むしろ圧延や鍛造時の割れの原因ともなる。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。
　＜Ｍｏ：０～０．２０％＞
　Ｍｏは、焼入層の焼戻し軟化抵抗を向上させることにより、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度を向上させる効果を有する。また、Ｍｏは、焼入層を強靭化して曲げ疲労強度を向上する効果も有する。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０、２０％以下とする。
　＜Ｎｉ：０～１．００％＞
　Ｎｉは、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制することで、腐食防止能を向上させる効果を有する元素である。この効果を確実に発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、被削性が悪化する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を１．００％以下とする。
　＜Ｃｕ：０～１．００％＞
　Ｃｕは、酸化する際に鋼材表面に濃化し、後続の酸化反応を抑制することで、腐食防止能を向上させる効果を有する。この効果を確実に発揮させるためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間延性が低下するので、圧延時に疵が形成されやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。
　＜Ｃａ：０～０．００５０％＞
　＜Ｍｇ：０～０．００５０％＞
　＜Ｔｅ：０～０．２０％＞
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅは、圧延時にＭｎＳが延伸するのを抑制し、高周波焼入れ後の曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、単独でまたは複合的に、Ｃａ含有量を０．０００３％以上、Ｍｇ含有量を０．０００３％以上、Ｔｅ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、各元素の含有量が多すぎると、その効果が飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｃａ、Ｍｇ及び／またはＴｅを含有させる場合でも、Ｃａ含有量を０．００５０％以下、Ｍｇ含有量を０．００５０％以下、Ｔｅ含有量を０．２０％以下とする。
　＜Ｚｒ：０～０．００５０％＞
　Ｚｒは、窒化物として鋼中に析出分散することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｚｒ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．００５０％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｚｒを含有させる場合でも、Ｚｒ含有量を０．００５０％以下とする。
　＜Ｒｅｍ：０～０．００５０％＞
　Ｒｅｍ（希土類元素）は、圧延時にＭｎＳが延伸するのを抑制し、曲げ疲労強度をさらに向上させる元素である。この効果を確実に得るためには、Ｒｅｍ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、各元素の含有量が上記を超えると、その効果が飽和する上、酸化物と硫化物との複合酸化物の生成が助長され介在物サイズが粗大化する、そのため、含有させる場合でも、Ｒｅｍ含有量を０．００５０％以下とする。Ｒｅｍとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素を指し、Ｒｅｍ含有量はこれらの元素の含有量の合計を指す。これらの元素の添加にあたっては、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いても、何らその効果は変わるものではない。
　＜Ｔｉ：０～０．２０％＞
　Ｔｉは、窒化物として鋼中に析出することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると析出物が粗大化して鋼が脆化する。そのため、Ｔｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．２０％以下とする。
　＜Ｎｂ：０～０．２０％＞
　Ｎｂは、窒化物として鋼中に析出することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．２０％以下とする。
　＜Ｖ：０～０．３５％＞
　Ｖは、窒化物として鋼中に分散して析出することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト組織を細粒化する効果を有する元素である。この効果を得る場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．３５％を超えるとその効果は飽和する上、経済性が損なわれる。そのため、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．３５％以下とする。
　＜Ｓｂ：０～０．０１５％＞
　Ｓｂは、表面偏析傾向の強い元素であり、外部からの酸素の吸着による酸化を防止するのに有効な元素である。この酸化防止効果を確実に発揮させるためには、Ｓｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂ含有量が０．０１５％を超えるとその効果は飽和する。そのため、効率性を考慮して、Ｓｂを含有させる場合でも、Ｓｂ含有量を０．０１５％以下とする。
　＜Ｐｂ：０～０．５０％＞
　Ｐｂは、鋼の被削性を高める元素である。Ｐｂを少しでも含有すれば、上記効果が得られるが、０．０１％以上で効果が大きいので、その効果を得る場合、Ｐｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｐｂが過剰に含有されれば、鋼の靭性及び熱間延性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｐｂ含有量を０．５０％以下とする。好ましいＰｂ含有量は０．２５％以下である。
　本実施形態に係る機械構造用鋼に高周波焼入れを行っても、化学組成は変化しない。そのため、本実施形態に係る高周波焼入鋼部品の化学組成は、本実施形態に係る機械構造用鋼の化学組成と同じである。
　次に、本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品の金属組織が含むＭｎＳについて説明する。
［円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度（個数密度）が３００個／ｍｍ２以上］
　ＭｎＳは、被削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保することが必要である。しかしながら、Ｓ含有量を増加させると被削性は向上するが、粗大なＭｎＳが増加する。粗大なＭｎＳは、被削性を低下させるとともに、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度を低下させる。そのため、被削性を向上させるためには、ＭｎＳの個数密度だけでなく、そのサイズを制御することが必要である。具体的には、円相当径で２．０μｍ未満のＭｎＳが３００個／ｍｍ２以上の存在密度（個数密度）で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。円相当径で２．０μｍ未満のＭｎＳが多いほど被削性が向上するので、存在密度の上限を規定する必要はない。
　ＭｎＳの円相当径はＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、ＭｎＳの個数密度は、画像解析によって求められる。具体的には、熱間鍛造用鋼の長手方向と平行な断面において、光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備し、その観察視野（画像）中のＭｎＳの中から大きい順に１０個選定し、選定された各ＭｎＳの円相当径を算出し、これらの寸法（直径）を、析出物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算することによって円相当径を求めることができる。また、個数密度は、ＭｎＳの個数を観察視野面積で割ることで求められる。介在物がＭｎＳであることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）によって確認すればよい。現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分とを統計的に扱うには、観察対象とするＭｎＳの円相当径を１．０μｍ以上とすることが好ましい。
　［式（２）について］
　上述の通り、デンドライト１次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出する硫化物を微細にすることによって、高周波焼入れ後の鋼の面疲労強度が向上する。より具体的には、最大円相当径で２０μｍ以上のＭｎＳを無くせば、被削性が向上する。
　本発明者らは、観察視野９ｍｍ２当りに検出される硫化物の円相当径のばらつきを標準偏差σとし、この標準偏差の３倍（３σ）に平均円相当径ｄを加えた値を、式（２）のように、Ｆ１と定義した。
　Ｆ１＝ｄ＋３σ　　（２）
　ここで、式（２）中のｄは円相当径で１．０μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径（μｍ）であり、σは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。また、Ｆ１値は、観察視野９ｍｍ２の範囲内で観察される硫化物の円相当径及び円相当径の標準偏差から予測される、本実施形態に係る機械構造用鋼または高周波焼入鋼部品に存在する光学顕微鏡で観察可能な硫化物の個数のうちの９９．７％の個数の硫化物における最大円相当径を示している。すなわち、Ｆ１値が２０（μｍ）未満であれば、最大円相当径で２０μｍ以上の硫化物はほとんど存在しないことを示している。このような鋼は被削性が高く、高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる。ＭｎＳの円相当径はＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、上述したように画像解析によって求めることができる。観察対象としたＭｎＳの円相当径を１．０μｍ以上としたのは、１．０μｍ以上が、現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能な範囲であること、かつ、これより小さな硫化物を制御しても面疲労強度および切りくず処理性に与える影響が少ないためである。
　［デンドライト組織］
　本実施形態に係る機械構造用鋼の製造に用いる連続鋳造鋳片は、その凝固組織がデンドライト形態を呈する。機械構造用鋼中のＭｎＳは、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出するＭｎＳは小さくなる。本実施形態に係る機械構造用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。デンドライト組織を微細化することで、デンドライト一次アームから晶出するＭｎＳが微細化され、ＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満となる。
　デンドライト組織を微細にするためには、微量のＢｉを含有させ、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させることが有効である。
　本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、本実施形態に係る機械構造用鋼に高周波焼入れを行って得られる。
　また、本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、残留γや窒化物、及び粒界酸化を含む不均質な表層異常層を有しておらず、表層異常層の生成が最小限に抑制されたものとなる。また、本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、３００℃焼戻しを行った後でも表面から５０μｍ深さの位置において、ビッカース硬度で７２０Ｈｖ以上の硬さを有する。
　［製造方法］
　次に、本実施形態に係る機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品の好ましい製造方法を説明する。
　本実施形態に係る機械構造用鋼の製造方法は、上記の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を鋳造する工程と、この鋳片を熱間加工する工程とを含む。ここで、熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。
［鋳造工程］
　上記化学組成及び式（１）を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０～５０℃とし、鋳込み速度を１．０～１．５ｍ／分とする条件を例示できる。
　さらに、上述したデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、ＭｎＳを微細分散できないおそれがある。一方、５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライト樹間から晶出するＭｎＳが微細になり過ぎ、被削性が低下してしまう恐れがある。
　また、中心偏析低減のため、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えてもよい。
　液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却速度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等は適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。
　上記の鋳片表面から１５ｍｍ深さの位置での冷却速度は、得られた鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置のそれぞれについて鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ２（μｍ）を１００点測定し、次式（３）に基づいて、その値から算出したスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ（℃／秒）を、算術平均して得られる。
　　λ２＝７１０×Ａ－０．３９　　（３）
　従って、最適な鋳造条件は、例えば、鋳造条件を変更した複数の鋳片を製造し、各鋳片における冷却速度を上記式（３）により求め、得られた冷却速度から決定することができる。
［熱間加工工程］
　次いで、鋳造工程で得られた鋳片又はインゴットに分塊圧延等の熱間加工を行って、ビレット（鋼片）を製造する。更に、ビレットを熱間圧延することにより、本実施形態に係る機械構造用鋼である棒鋼や線材とする。熱間加工における圧下比に特に制限はない。
　熱間圧延は、例えば、ビレットを１２５０～１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００～１１００℃として行う。仕上げ圧延を行った後は、大気中で、冷却速度が放冷またはそれ以下となる条件で冷却する。生産性を高めるためには、６００℃に至った時点で、空冷、ミスト冷却及び水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。上記の加熱温度及び加熱時間はそれぞれ、炉内の平均温度及び在炉時間を意味する。また、熱間圧延の仕上げ温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンド出口での棒線材の表面温度を意味する。仕上げ圧延を行った後の冷却速度は、棒線材（棒鋼や線材）の表面での冷却速度を指す。
　以上により、本実施形態に係る機械構造用鋼が得られる。
　更に、製造された棒鋼や線材（機械構造用鋼）を熱間鍛造して、粗形状の中間品を製造する。中間品に対して調質処理を実施してもよい。さらに、中間品を機械加工し、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。
　次に、中間品に対して高周波焼入れを実施し、中間品の表面を硬化する。これにより、中間品の表面に表面硬化層が形成される。そして、高周波焼入れされた中間品に対して仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、研削や研磨である。
　高周波焼入れを行う工程では、焼入れ温度（最高加熱温度）を８５０～１１００℃とし、この温度域から常温付近、例えば２５℃以下まで冷却を行う。焼入れ温度が８５０℃未満であると、高周波焼入れにより素形材に十分な焼入れを施すことができず、初析フェライトが出現する。初析フェライトが存在すると、表面硬化層の硬さが不均一になり、面疲労強度が向上しない。また、焼入れ温度が８５０℃未満であると、表層部が十分にオーステナイト化せず、所望の焼入れ層深さを得ることができない。一方、焼入れ温度が１１００℃を超えた場合には、表層部の酸化が著しくなり、表面性状の円滑さが充分に確保されない。この場合も、面疲労強度が低下する。また、十分に表層をオーステナイト化するためには、８５０℃以上となる時間が、０．５秒以上１分以内であることが好ましい。
　以上の工程により本実施形態に係る高周波焼入鋼部品が製造される。本実施形態に係る高周波焼入鋼部品は、機械構造用鋼と同じ化学成分を有し、円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上であり、ｄ＋３σ＜２０μｍを満足する。また、表面硬化層を有する。
　上述のとおり、高周波焼入鋼部品の素材となる機械構造用鋼（上記例では棒鋼）において、ＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満となる必要がある。素材（棒鋼）を鍛造すれば、鍛錬成形比に応じて鋼中のＭｎＳが微細化される。しかしながら、高周波焼入鋼部品は複雑な形状を有するものが多く、鍛錬成形比が素材全体に対して一様にならない。したがって、鍛造された素材内において、ほとんど鍛錬されない部分、つまり、鍛錬成形比が非常に小さい部分が生じる。このような部分においても、被削性を高めるためには、素材となる機械構造用鋼中のＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満である必要がある。本実施形態に係る機械構造用鋼は、熱間加工の加工量によらず、被削性向上と面疲労強度向上とが可能になる。
　以上説明したように、本実施形態に係る機械構造用鋼は、被削性に優れ、かつ、高周波焼入鋼部品となった場合に面疲労強度に優れる。
　以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した１条件例であり、本発明は、この１条件例のみに限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１及び表２に示す化学組成を有する鋼材Ｎｏ．ａ～ｉｉを２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施して、２２０×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。連続鋳造の凝固途中の段階では圧下を加えた。鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を、鋳型の冷却水量を変更することによって変更した。
　次いで、製造した鋳片を加熱炉に装入し、１２５０～１３００℃の加熱温度で１０時間以上加熱した後、分塊圧延してビレットとした。
　次いで、ビレットを１２５０～１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００～１１００℃として熱間圧延して、直径４０ｍｍの丸棒とした。このようにして、試験Ｎｏ．１～３１の機械構造用鋼を製造した。
［凝固組織観察］
　機械構造用鋼の製造に用いた鋳片の凝固組織を観察した。具体的には、鋳片断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から深さ方向に１５ｍｍの位置において、鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔を１００点測定し、その平均値を求めた。
［ミクロ組織試験］
　各試験Ｎｏ．の丸棒（機械構造用鋼）のミクロ組織を観察した。丸棒を軸方向（長手方向）に垂直に切断した後、Ｄ／４位置（Ｄ：直径）を軸方向に対して平行に切断し、ミクロ組織観察用の試験片とした。被検面は、圧延の長手方向と平行な断面である。
　具体的には、試験片の切断面を研磨して縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。その観察視野（画像）中のＭｎＳの中から大きい順に１０個選定し、選定された各ＭｎＳの円相当径を算出した。これらの寸法（直径）は、析出物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。また、検出したＭｎＳの粒径分布から、硫化物の平均円相当径および標準偏差を算出した。
　ＭｎＳの判別は、光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから判別した。ただし、確認のため、一部、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）とを用いてＭｎＳを同定した。
［被削性及び面疲労強度評価試験］
　次に、各試験Ｎｏ．の丸棒（機械構造用鋼）を用いて、被削性としてドリル寿命を調査した。
　また、面疲労強度評価のためのローラーピッチング疲労試験を行った。
＜ドリル寿命試験＞
　ドリル寿命の評価のために、φ４０ｍｍの丸棒を中心から直径３８ｍｍ、高さ２１ｍｍの被削性評価用試験片に切削加工し、ドリル試験に供した。工具は株式会社不二越製　型番ＳＤ３.０のドリルを使用し、１回転当たりの送り量を０．２５ｍｍ、１穴の穿孔深さ９ｍｍ、潤滑は水溶性の切削油を用いてドリル穿孔試験を行い、各鋼材の被削性を評価した。評価指標には、累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用し、最大切削速度ＶＬ１０００で４０ｍ／ｍｉｎ以上を良好、４０ｍ／ｍｉｎ未満を不良として評価した。
＜ローラーピッチング疲労試験＞
　ローラーピッチング疲労試験用には、上記の熱処理後のφ４０ｍｍの丸棒を中心から直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円筒部を有する小ローラー試験片に切削加工した。上述の要領で採取した小ローラー試験片を表３の条件で高周波焼入れを行った後、１５０℃で１時間の焼戻しを行い、ローラーピッチング試験で面疲労強度を評価した。
　具体的には、上記で作製した小ローラー試験片と別途作製した大ローラー試験片（ＳＣＭ７２２の浸炭後表面研削）とを用いて標準的な面疲労強度試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラー試験片に種々のヘルツ応力の面圧で大ローラー試験片を押し付けて、接触部での両ローラー試験片の周速方向を同一方向とし、滑り率を－４０％（小ローラー試験片よりも大ローラー試験片の方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて試験を行った。上記接触部に潤滑油として供給するＡＴＦ（ＡＴ用潤滑油）の油温は８０℃とし、大ローラー試験片と小ローラー試験片との接触応力を３０００ＭＰａとした。試験打ち切り回数を１０００万回（１０７回）とし、小ローラー試験片においてピッチングが発生せずに１０００万回の回転数に達した場合、面疲労強度が十分高く、小ローラー試験片の耐久性（ローラーピッチング疲労耐久性）が十分確保されたと判断した。ピッチング発生の検出は試験機に備え付けてある振動計によって行い、振動検出後に両ローラーの回転を停止させてピッチング損傷の発生と回転数を確認した。
　表１～表３に示すように、発明例は、被削性及び高周波焼入れ後の面疲労強度の両方に優れていることがわかる。一方、比較例では、本発明の化学成分を満たさない、及び／またはＭｎＳの存在状態が本発明範囲を満たさないため、被削性または高周波焼入れ後の面疲労強度の少なくとも一方を満足しない結果となった。
　試験Ｎｏ．１８、１９は、Ｂｉを含有しなかった。また、２．０μｍ未満のＭｎＳの個数密度が少なく、またｄ＋３σが２０以上であった。その結果、被削性が十分ではなかった。
　試験Ｎｏ．２０は、Ｃ含有量が少なかった。また、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０が６２０未満であった。その結果、面疲労強度が十分ではなかった。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｃｒの含有量が上限を超えていた。そのため、高周波焼入れ後の組織に焼ムラが生じ、十分な面疲労強度が得られなかった。
　試験Ｎｏ．２２～２５は、２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０が６２０未満であった。その結果、面疲労強度が十分ではなかった。
　試験Ｎｏ．２６は、Ｓ含有量が少なかった。そのため、十分なＭｎＳを確保することができず、十分な被削性が得られなかった。
　試験Ｎｏ．２７は、Ｓ含有量が多すぎたので、ＭｎＳを起点とした面疲労破壊が生じ、面疲労強度が十分ではなかった。
　試験Ｎｏ．２８は、Ｍｎ含有量が少なかった。そのため、十分なＭｎＳを確保することができず、十分な被削性が得られなかった。さらには、試験Ｎｏ．２８では、面疲労強度が十分ではなかった。これは、Ｓが十分固定されていなかったため熱間延性を低下させるＦｅＳが生成して、試験片内部に発生していたとみられるき裂を起点として早期の疲労破壊が生じたためであると推定される。
　試験Ｎｏ．２９は、Ｍｎ含有量が多かったので、高周波焼入れ前の強度が過剰に高くなり、十分な被削性が得られなかった。
　試験Ｎｏ．３０は、鋳造時の冷却速度が遅かったことに起因して、２．０μｍ未満のＭｎＳの個数密度が少なく、またｄ＋３σが２０以上となった。そのため、十分な被削性が得られなかった。
　試験Ｎｏ．３１は、Ｃ含有量が少なかった。その結果、面疲労強度が十分ではなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明によれば、被削性に優れ、かつ高周波焼入れ後の面疲労強度に優れる機械構造用鋼を提供できる。また、面疲労強度に優れる高周波焼入鋼部品を提供できる。
　本発明の上記態様に係る機械構造用鋼は、Ｃが０．４０％以上であるにも関わらず、高周波焼入れ前の切削加工を施す際の被削性に優れているので、高周波焼入れ用鋼として好適である。本発明の上記態様に係る機械構造用鋼によれば、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。そのため、産業上利用可能性が高い。

Claims (10)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．４０～０．７０％、
    Ｓｉ：０．１５～３．００％、
    Ｍｎ：０．３０～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    Ｓ：０．００３～０．０７０％、
    Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下、
    Ｎ：０．００３０～０．００７５％、
    Ａｌ：０．００３～０．１００％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｍｏ：０～０．２０％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    Ｍｇ：０～０．００５０％、
    Ｚｒ：０～０．００５０％、
    Ｒｅｍ：０～０．００５０％、
    Ｔｉ：０～０．２０％、
    Ｎｂ：０～０．２０％、
    Ｖ：０～０．３５％、
    Ｓｂ：０～０．０１５％、
    Ｔｅ：０～０．２０％、及び
    Ｐｂ：０～０．５０％、
    を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　下記式（１ａ）及び下記式（２ａ）を満たし、
    　長手方向と平行な断面において、円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である
    ことを特徴とする機械構造用鋼。
    　２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０　・・・（１ａ）
    　ｄ＋３σ＜２０　　　　　　・・・（２ａ）
    　ただし、式（１ａ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ａ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
  2. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．２０％、
    Ｎｉ：０．０５～１．００％、及び
    Ｃｕ：０．０５～１．００％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼。
  3. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｚｒ：０．０００３～０．００５０％、及び
    Ｒｅｍ：０．０００３～０．００５０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の機械構造用鋼。
  4. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．２０％、及び
    Ｖ：０．００５～０．３５％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  5. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｓｂ：０．０００３～０．０１５％、
    Ｔｅ：０．０００３～０．２０％、
    Ｐｂ：０．０１～０．５０％、及び
    のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
  6. 　化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．４０～０．７０％、
    Ｓｉ：０．１５～３．００％、
    Ｍｎ：０．３０～２．００％、
    Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    Ｓ：０．００３～０．０７０％、
    Ｂｉ：０．０００１％超、０．００５０％以下、
    Ｎ：０．００３０～０．００７５％、
    Ａｌ：０．００３～０．１００％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｂ：０～０．００５０％、
    Ｍｏ：０～０．２０％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    Ｍｇ：０～０．００５０％、
    Ｚｒ：０～０．００５０％、
    Ｒｅｍ：０～０．００５０％、
    Ｔｉ：０～０．２０％、
    Ｎｂ：０～０．２０％、
    Ｖ：０～０．３５％、
    Ｓｂ：０～０．０１５％、
    Ｔｅ：０～０．２０％、及び
    Ｐｂ：０～０．５０％、
    を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　下記式（１ｂ）及び下記式（２ｂ）を満たし、
    　長手方向と平行な断面において円相当径が２．０μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である
    ことを特徴とする高周波焼入鋼部品。
    　２９０×Ｃ＋５０×Ｓｉ＋４３０≧６２０　・・・（１ｂ）
    　ｄ＋３σ＜２０　　　　　　・・・（２ｂ）
    　ただし、式（１ｂ）中のＣ、Ｓｉは質量％での含有量であり、式（２ｂ）中の、ｄは円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの単位μｍでの平均円相当径であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上のＭｎＳの円相当径の標準偏差である。
  7. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｂ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．２０％、
    Ｎｉ：０．０５～１．００％、及び
    Ｃｕ：０．０５～１．００％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の高周波焼入鋼部品。
  8. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００３～０．００５０％、
    Ｚｒ：０．０００３～０．００５０％、及び
    Ｒｅｍ：０．０００３～０．００５０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の高周波焼入鋼部品。
  9. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．２０％、及び
    Ｖ：０．００５～０．３５％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６～８のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品。
  10. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｓｂ：０．０００３～０．０１５％、
    Ｔｅ：０．０００３～０．２０％、及び
    Ｐｂ：０．０１～０．５０％、
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６～９のいずれか一項に記載の高周波焼入鋼部品。
PCT/JP2016/080576 2015-10-19 2016-10-14 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品 Ceased WO2017069064A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020187011445A KR102073053B1 (ko) 2015-10-19 2016-10-14 기계 구조용 강 및 고주파 ?칭 강 부품
JP2017546532A JP6521089B2 (ja) 2015-10-19 2016-10-14 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品
CN201680060393.2A CN108138287A (zh) 2015-10-19 2016-10-14 机械结构用钢及高频淬火钢部件
US15/767,089 US20180291487A1 (en) 2015-10-19 2016-10-14 Steel for machine structural use and induction-hardened steel component
EP16857379.8A EP3366800B1 (en) 2015-10-19 2016-10-14 Steel for machine structural use and induction-hardened steel component
MX2018004646A MX2018004646A (es) 2015-10-19 2016-10-14 Acero para uso estructural de maquina y componente de acero endurecido por induccion.

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015205631 2015-10-19
JP2015-205631 2015-10-19

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017069064A1 true WO2017069064A1 (ja) 2017-04-27

Family

ID=58557450

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/080576 Ceased WO2017069064A1 (ja) 2015-10-19 2016-10-14 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20180291487A1 (ja)
EP (1) EP3366800B1 (ja)
JP (1) JP6521089B2 (ja)
KR (1) KR102073053B1 (ja)
CN (1) CN108138287A (ja)
MX (1) MX2018004646A (ja)
WO (1) WO2017069064A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2023045921A (ja) * 2021-09-22 2023-04-03 日本製鉄株式会社 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法
WO2025211382A1 (ja) * 2024-04-02 2025-10-09 日本製鉄株式会社 鋼材及び機械構造用部品

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102718714B1 (ko) * 2019-11-13 2024-10-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강재
CN113680815B (zh) * 2021-08-25 2023-05-16 张家港荣盛特钢有限公司 一种减小帘线钢盘条夹杂物尺寸的轧钢方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10296396A (ja) * 1997-04-22 1998-11-10 Nippon Steel Corp 熱間鍛造用棒鋼の製造方法
JP2003293081A (ja) * 2002-04-08 2003-10-15 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼
JP2005154886A (ja) * 2003-10-28 2005-06-16 Daido Steel Co Ltd 快削鋼及びそれを用いた燃料噴射システム部品
WO2012008405A1 (ja) * 2010-07-14 2012-01-19 新日本製鐵株式会社 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2014208885A (ja) * 2013-03-29 2014-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01129952A (ja) * 1987-11-13 1989-05-23 Sanyo Special Steel Co Ltd 切屑処理性のよい長寿命転動部品用鋼
CA2323952A1 (en) 1999-01-28 2000-08-03 Yasutaka Okada Machine structural steel product
JP2003253392A (ja) 2002-02-26 2003-09-10 Kobe Steel Ltd 高圧用構造部材
JP4581966B2 (ja) 2005-11-08 2010-11-17 住友金属工業株式会社 高周波焼入れ用鋼材
US20110002807A1 (en) 2009-01-16 2011-01-06 Nippon Steel Corporation Steel for induction hardening
WO2010082685A1 (ja) * 2009-01-16 2010-07-22 新日本製鐵株式会社 表面硬化用機械構造用鋼及び機械構造用部品
KR101474627B1 (ko) * 2010-03-30 2014-12-18 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고주파 켄칭용 강, 고주파 켄칭용 조형재, 그 제조 방법 및 고주파 켄칭 강 부품
CN103209805B (zh) * 2010-11-02 2014-10-15 新日铁住金株式会社 机械结构用钢的切削方法
JP5687944B2 (ja) 2011-04-08 2015-03-25 株式会社神戸製鋼所 被削性に優れた高周波焼入れ用鋼、及びその製造方法
JP5778055B2 (ja) * 2012-02-15 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材ならびにコモンレールおよびその製造方法
CN106029925B (zh) 2014-02-24 2017-09-29 新日铁住金株式会社 高频淬火用钢材

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10296396A (ja) * 1997-04-22 1998-11-10 Nippon Steel Corp 熱間鍛造用棒鋼の製造方法
JP2003293081A (ja) * 2002-04-08 2003-10-15 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性および転動疲労特性に優れた機械構造用鋼
JP2005154886A (ja) * 2003-10-28 2005-06-16 Daido Steel Co Ltd 快削鋼及びそれを用いた燃料噴射システム部品
WO2012008405A1 (ja) * 2010-07-14 2012-01-19 新日本製鐵株式会社 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2014208885A (ja) * 2013-03-29 2014-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HIDEO MIZUKAMI: "Prediction of Solid-Liquid Interfacial Energy of Steel during Solidification and Control of Dendrite Arm Spacing", JOURNAL OF THE IRON & STEEL INSTITUTE OF JAPAN, vol. 97, no. 9, 2011, pages 457 - 466, XP055527315 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2023045921A (ja) * 2021-09-22 2023-04-03 日本製鉄株式会社 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法
JP7678315B2 (ja) 2021-09-22 2025-05-16 日本製鉄株式会社 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ鋼部品及びその製造方法
WO2025211382A1 (ja) * 2024-04-02 2025-10-09 日本製鉄株式会社 鋼材及び機械構造用部品

Also Published As

Publication number Publication date
JP6521089B2 (ja) 2019-05-29
MX2018004646A (es) 2018-06-18
JPWO2017069064A1 (ja) 2018-09-13
US20180291487A1 (en) 2018-10-11
KR20180056748A (ko) 2018-05-29
CN108138287A (zh) 2018-06-08
EP3366800B1 (en) 2020-03-25
EP3366800A1 (en) 2018-08-29
KR102073053B1 (ko) 2020-02-04
EP3366800A4 (en) 2019-04-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6652019B2 (ja) 高周波焼入用の機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品
US9200354B2 (en) Rolled steel bar or wire for hot forging
JP6226086B2 (ja) 冷間鍛造部品用圧延棒鋼または圧延線材
US9410232B2 (en) Method for producing steel component
JP6144023B2 (ja) 肌焼用棒鋼または線材
JP5561436B2 (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材
JP6468365B2 (ja) 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
JP5886119B2 (ja) 肌焼鋼鋼材
JP6521089B2 (ja) 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品
JP6465206B2 (ja) 熱間圧延棒線材、部品および熱間圧延棒線材の製造方法
JP2018035423A (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法
JP6176314B2 (ja) 肌焼用棒鋼または線材
JP7606078B2 (ja) 鋼材、及び、浸炭鋼部品
JP7139692B2 (ja) 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ部品の素形材及び高周波焼入れ部品
JP2018035419A (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法
JP7323850B2 (ja) 鋼材及び浸炭鋼部品
JP2018035418A (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16857379

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15767089

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2018/004646

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017546532

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187011445

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A